Изотермическое мартенситное превращение в инструментальной стали и его влияние на карбидообразование при отпуске

Изотермическое мартенситное превращение в инструментальных сталях X153CrMoV12 и X220CrMoV13-4 и карбидообразование при последующем отпуске изучено с помощью мёссбауэровской спектроскопии, рентгеноструктурного анализа, механической спектроскопии и трансмиссионной электронной микроскопии. Установлено,...

Full description

Saved in:

Bibliographic Details
Published in:	Металлофизика и новейшие технологии
Date:	2014
Main Authors:	Сирош, В.А., Тищенко, А.И., Могильный, Г.С., Петров, Ю.Н., Польшин, Э.В., Гаврилюк, В.Г.
Format:	Article
Language:	Russian
Published:	Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України 2014
Subjects:	Дефекты кристаллической решётки
Online Access:	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/106964
Tags:	Add Tag No Tags, Be the first to tag this record!
Journal Title:	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
Cite this:	Изотермическое мартенситное превращение в инструментальной стали и его влияние на карбидообразование при отпуске / В.А. Сирош, А.И. Тищенко, Г.С. Могильный, Ю.Н. Петров, Э.В. Польшин, В.Г. Гаврилюк // Металлофизика и новейшие технологии. — 2014. — Т. 36, № 7. — С. 871-902. — Бібліогр.: 8 назв. — рос.

Institution

Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine

_version_	1860122674549751808
author	Сирош, В.А. Тищенко, А.И. Могильный, Г.С. Петров, Ю.Н. Польшин, Э.В. Гаврилюк, В.Г.
author_facet	Сирош, В.А. Тищенко, А.И. Могильный, Г.С. Петров, Ю.Н. Польшин, Э.В. Гаврилюк, В.Г.
citation_txt	Изотермическое мартенситное превращение в инструментальной стали и его влияние на карбидообразование при отпуске / В.А. Сирош, А.И. Тищенко, Г.С. Могильный, Ю.Н. Петров, Э.В. Польшин, В.Г. Гаврилюк // Металлофизика и новейшие технологии. — 2014. — Т. 36, № 7. — С. 871-902. — Бібліогр.: 8 назв. — рос.
collection	DSpace DC
container_title	Металлофизика и новейшие технологии
description	Изотермическое мартенситное превращение в инструментальных сталях X153CrMoV12 и X220CrMoV13-4 и карбидообразование при последующем отпуске изучено с помощью мёссбауэровской спектроскопии, рентгеноструктурного анализа, механической спектроскопии и трансмиссионной электронной микроскопии. Установлено, что мартенситное превращение сопровождается пластической деформацией, что обусловлено отсутствием старения мартенсита, сформированного при низких температурах. Аномально низкая тетрагональность изотермического мартенсита объяснена захватом атомов углерода движущимися дислокациями. Пластическая деформация в процессе мартенситного превращения следующим образом изменяет последовательность карбидных реакций при отпуске мартенсита: 1) отсутствует выделение промежуточного εε (ε′ε′) карбида; 2) задерживается выделение и рост цементитных частиц; 3) задерживается или полностью предотвращается выделение специальных карбидов. На основании полученных результатов предложен оптимальный температурно-временной режим глубокой криогенной обработки инструментальных сталей и сделано предположение о деформационно-стимулированном выделении специальных карбидов при эксплуатации стального инструмента как причине его повышенной износостойкости. Ізотермічне мартенситне перетворення в інструментальних сталях X153CrMoV12 та X220CrMoV13-4 та карбідоутворення при наступному відпуску досліджено за допомогою Мессбауерової спектроскопії, рентґеноструктурного аналізу, механічної спектроскопії та просвітлювальної електронної мікроскопії. Встановлено, що мартенситне перетворення супроводжується пластичною деформацією, причиною чого є відсутність старіння сформованого за низьких температур мартенситу. На відміну від наявних гіпотез аномально низької тетрагональности ізотермічного залізовуглецевого мартенситу, її пояснено захопленням атомів вуглецю рухомими дислокаціями. Пластична деформація у ході ізотермічного мартенситного перетворення наступним чином змінює послідовність карбідних реакцій при відпуску мартенситу: 1) відсутнє виділення проміжного εε (ε′ε′) карбіду; 2) затримується виділення та ріст цементитних частинок; 3) затримується чи повністю припиняється виділення спеціальних карбідів. На основі одержаних результатів запропоновано оптимальний температурно-часовий режим глибокого кріогенного оброблення інструментальних сталей і зроблено припущення щодо деформаційно-обумовленого виділення спеціальних карбідів при експлуатації стального інструменту як причини його підвищеної зносостійкости. Isothermal martensitic transformation in X153CrMoV12 and X220CrMoV13-4 tool steels and carbide formation under subsequent tempering are studied, using Mössbauer spectroscopy, X-ray analysis, mechanical spectroscopy, and transmission electron spectroscopy. As shown, the martensitic transformation is accompanied by plastic deformation, which is caused by the absence of ageing, if the martensite is formed at low temperatures. In contrast to the available hypotheses of the abnormally low tetragonality of isothermal martensite, it is attributed to the capture of carbon atoms by moving dislocations. Plastic deformation during isothermal martensitic transformation changes the carbide precipitation under subsequent tempering in the following way: (i) the precipitation of the intermediate εε (ε′ε′) carbide does not occur; (ii) precipitation of cementite particles and their growth are delayed; (iii) precipitation of special carbides is delayed or completely prevented. According to results obtained, the optimal temperature—time technology of deep cryogenic treatment (DCT) of the tool steels is proposed. The assumption is made that the increase in their wear resistance caused by DCT is caused by the strain-induced precipitation of special carbides under operation of a work tool.
first_indexed	2025-12-07T17:40:18Z
format	Article
fulltext	871 ДЕФЕКТЫ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ РЕШЁТКИ PACS numbers:61.05.cp, 61.05.Qr,62.40.+i,68.37.Lp,81.05.Bx,81.30.Kf, 81.40.Pq Изотермическое мартенситное превращение в инструментальной стали и его влияние на карбидообразование при отпуске В. А. Сирош, А. И. Тищенко, Г. С. Могильный, Ю. Н. Петров, Э. В. Польшин, В. Г. Гаврилюк Институт металлофизики им. Г. В. Курдюмова НАН Украины, бульв. Акад. Вернадского, 36, 03680, ГСП, Киев-142, Украина Изотермическое мартенситное превращение в инструментальных сталях X153CrMoV12 и X220CrMoV13-4 и карбидообразование при последую- щем отпуске изучено с помощью мёссбауэровской спектроскопии, рент- геноструктурного анализа, механической спектроскопии и трансмисси- онной электронной микроскопии. Установлено, что мартенситное пре- вращение сопровождается пластической деформацией, что обусловлено отсутствием старения мартенсита, сформированного при низких темпера- турах. Аномально низкая тетрагональность изотермического мартенсита объяснена захватом атомов углерода движущимися дислокациями. Пласти- ческая деформация в процессе мартенситного превращения следующим образом изменяет последовательность карбидных реакций при отпуске мартенсита: 1) отсутствует выделение промежуточного  () карбида; 2) задерживается выделение и рост цементитных частиц; 3) задерживается или полностью предотвращается выделение специальных карбидов. На основании полученных результатов предложен оптимальный темпера- турно-временной режим глубокой криогенной обработки инструменталь- ных сталей и сделано предположение о деформационно-стимулированном выделении специальных карбидов при эксплуатации стального инстру- мента как причине его повышенной износостойкости. Ізотермічне мартенситне перетворення в інструментальних сталях X153CrMoV12 та X220CrMoV13-4 та карбідоутворення при наступному відпуску досліджено за допомогою Мессбауерової спектроскопії, рентґено- структурного аналізу, механічної спектроскопії та просвітлювальної елек- тронної мікроскопії. Встановлено, що мартенситне перетворення супрово- джується пластичною деформацією, причиною чого є відсутність старіння сформованого за низьких температур мартенситу. На відміну від наявних Металлофиз. новейшие технол. / Metallofiz. Noveishie Tekhnol. 2014, т. 36, № 7, сс. 871—902 Оттиски доступны непосредственно от издателя Фотокопирование разрешено только в соответствии с лицензией 2014 ИМФ (Институт металлофизики им. Г. В. Курдюмова НАН Украины) Напечатано в Украине. 872 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. гіпотез аномально низької тетрагональности ізотермічного залізовуглеце- вого мартенситу, її пояснено захопленням атомів вуглецю рухомими дис- локаціями. Пластична деформація у ході ізотермічного мартенситного пе- ретворення наступним чином змінює послідовність карбідних реакцій при відпуску мартенситу: 1) відсутнє виділення проміжного  () карбіду; 2) затримується виділення та ріст цементитних частинок; 3) затримується чи повністю припиняється виділення спеціальних карбідів. На основі оде- ржаних результатів запропоновано оптимальний температурно-часовий режим глибокого кріогенного оброблення інструментальних сталей і зроб- лено припущення щодо деформаційно-обумовленого виділення спеціаль- них карбідів при експлуатації стального інструменту як причини його під- вищеної зносостійкости. Isothermal martensitic transformation in X153CrMoV12 and X220CrMoV13-4 tool steels and carbide formation under subsequent tempering are studied, using Mössbauer spectroscopy, X-ray analysis, mechanical spectroscopy, and transmission electron spectroscopy. As shown, the martensitic transfor- mation is accompanied by plastic deformation, which is caused by the absence of ageing, if the martensite is formed at low temperatures. In contrast to the available hypotheses of the abnormally low tetragonality of isothermal mar- tensite, it is attributed to the capture of carbon atoms by moving disloca- tions. Plastic deformation during isothermal martensitic transformation changes the carbide precipitation under subsequent tempering in the follow- ing way: (i) the precipitation of the intermediate  () carbide does not occur; (ii) precipitation of cementite particles and their growth are delayed; (iii) precipitation of special carbides is delayed or completely prevented. Ac- cording to results obtained, the optimal temperature—time technology of deep cryogenic treatment (DCT) of the tool steels is proposed. The assump- tion is made that the increase in their wear resistance caused by DCT is caused by the strain-induced precipitation of special carbides under opera- tion of a work tool. Ключевые слова: изотермический мартенсит, карбиды, инструменталь- ная сталь, криогенная обработка, мёссбауэровская спектроскопия, рент- геноструктурный анализ, электронная микроскопия, внутреннее трение. (Получено 7марта 2014 г.) 1. ВВЕДЕНИЕ Низкотемпературное изотермическое мартенситное превращение было впервые изучено Курдюмовым и Максимовой в 1948 году [1]. Наряду с открытием термоупругого мартенсита Курдюмовым и Хандросом [2], эта работа сыграла решающую роль в развитии тео- рии мартенситных превращений как типичных фазовых переходов, отличающихся лишь их бездиффузионным характером. С тех пор изотермический мартенсит был объектом многих исследований, результаты которых детально описаны в обзоре Лободюка и Эстри- ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 873 на [3]. Необычной особенностью изотермического железоуглероди- стого мартенсита является его пониженная прочность и твёрдость при температурах формирования, в то время как заметное упрочне- ние наблюдается лишь в процессе последующего старения при тем- пературах выше 100С [4—6]. Согласно исследованиям акустиче- ской эмиссии, впервые выполненных Петикайненом [7], даже обра- зование закалочных микротрещин происходит не в процессе мар- тенситного превращения, а при нагреве свежеобразованного мар- тенсита выше 50С. В настоящей работе изотермическое мартенситное превращение исследовано в применении к глубокой криогенной обработке высо- коуглеродистых инструментальных сталей. Различают два её вида (напр., [8—10]): обыкновенная криогенная обработка (shallow cryo- genic treatment–SCT, иногда conventional cryogenic treatment– CCT), при которой после закалки при комнатной температуре сталь дополнительно охлаждается при температурах выше 100С, и глу- бокая криогенная обработка (deep cryogenic treatment–DCT), осу- ществляемая при более низких температурах, как правило, в жид- ком азоте. Далее мы воспользуемся обозначениями DCT для глубо- кой и SCT для обыкновенной криогенных обработок. Преимущество DCT в сравнении с SCT состоит в том, что после заключительного отпуска существенно увеличивается сопротивле- ние стали износу и энергия разрушения, в то время как твёрдость даже несколько уменьшается. Дополнительным эффектом являет- ся отсутствие необходимости обычно применяемого 3-кратного от- пуска в интервале температур вторичной твёрдости. Хотя DCT известна более 60 лет, попытки понять её физическую природу были предприняты лишь в девяностых годах 20 ст. (см., например, [8—22]). Общим местом во всех опубликованных работах является отрицание какой-либо роли мартенситного превращения, основанное на утверждении, что оно заканчивается при значитель- но более высоких температурах. Такой подход связан с представле- нием об исключительно атермическом характере мартенситного превращения и игнорирует существование изотермического мар- тенсита. В одной из первых гипотез [11] влияние DCT на сопротивление износу связывалось с выделением тонкодисперсных частиц - карбида вместо -карбида, обычно выделяющегося при отпуске мартенсита, полученного после закалки при комнатной температу- ре, как и в результате последующей SCT. Утверждается даже (например, в [12, 13]), что тонкодисперсные карбидные частицы выделяются непосредственно в процессе DCT или при последующем нагреве стали до комнатной температуры. Представление об уль- традисперсных выделениях низкотемпературного - или -карбида [13—15] в качестве причины улучшения износостойкости тиражи- 874 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. ровалось во многих последующих публикациях, хотя, как мини- мум, два экспериментальных факта противоречат ему. Во-первых, орторомбический -карбид, наблюдавшийся впервые Хиротсу и Нагакура [23], так же как и гексагональный -карбид, является промежуточным и не существует после отпуска инстру- ментальных сталей в температурном интервале вторичной твёрдо- сти. Во-вторых, -карбид выделяется при отпуске высокоуглероди- стого мартенсита без какой-либо криогенной обработки и, как по- казано Тейлором и др. [24], является упорядоченным -карбидом, в котором заполнение атомами углерода определённых узлов кри- сталлической решётки вызывает смещение металлических атомов, трансформируя его гексагональную кристаллическую решётку в орторомбическую. В качестве механизма DCT предлагается также «низкотемпера- турное кондиционирование», смысл которого заключается в диф- фузии атомов углерода к дислокациям и образовании углеродных атмосфер, облегчающих зарождение тонкодисперсных карбидных выделений при последующем отпуске [8, 14]. С таким механизмом образования углеродных атмосфер плохо согласуется существенная неподвижность атомов углерода при температурах ниже 100С [25]. С идеей «кондиционирования» перекликаются размышления об уменьшении энтропии при длительной выдержке в области криогенных температур [21]. Попытки исследовать влияние DCT на дислокационную структуру мартенсита предприняты в [16, 26]. Вывод об увеличении плотности дислокаций в быстрорежущей стали после DCT сделан авторами [26] на основании рентгеноструктурного исследования и измерений элек- тросопротивления, хотя конкретные экспериментальные данные не приведены в упомянутой статье. Увеличение амплитуды релаксации Снука—Кёстера (С—К) отмечено в [16] после выдержки инструмен- тальной стали при температуре жидкого азота в сравнении с закал- кой при 20С и интерпретировано как свидетельство повышения плотности дислокаций. Амплитуда С—К-релаксации пропорцио- нальна площади, пересекаемой дислокациями в процессе вынуж- денных колебаний. Следовательно, результат, наблюдаемый в [16], может быть объяснён как увеличением плотности дислокаций, так и повышением их подвижности (см., например, [27]). Согласно Молинари и др. [17], субструктура мартенсита после DCT характеризуется отсутствием двойников в отличие от мартен- сита, сформированного при комнатной температуре. Это наблюде- ние коррелирует в некоторой степени с данными [25], где размеры двойников после DCT были меньше в сравнении с обычной закалкой. Часть исследований посвящена влиянию DCT на размеры и рас- пределение карбидных частиц в стали. Применив сканирующую электронную микроскопию, Дас и др. [18] наблюдали два типа кар- ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 875 бидных частиц в CrMoV стали D2, мелких и крупных. Причём со- гласно измерениям авторов, пока не подтверждённым другими ис- следованиями, объёмная доля и тех, и других повышалась с увели- чением времени выдержки при 196С. Оба типа выделений были идентифицированы в [25] как обогащённые ванадием вторичные карбиды MC и M2C, существующие в инструментальной стали наряду с эвтектическим карбидом M7C3. Махмуди и др. [19] сообщали о существенном измельчении кар- бидных частиц в CrMoVW стали M2 после DCT при 196С в сравне- нии с обычной закалкой при 20С и даже с SCT при 70С. Исследо- вание было выполнено после отпуска при 560С. Хуанг и др. [20] доложили о более однородном распределении и увеличении объём- ной доли карбидных частиц в той же стали после DCT. Необычное наблюдение сделано Гогтом и др. [21] с помощью оп- тической микроскопии. Авторы наблюдали обусловленное DCT из- мельчение крупных частиц эвтектического карбида в быстрорежу- щей CrMoVWCo стали T42 в сочетании с наличием других весьма мелких частиц, распределение которых напоминало «Млечный путь», и интерпретировали полученный результат как выделение - карбида непосредственно в процессе DCT. Таким образом, наряду с отрицанием существования низкотемпе- ратурного мартенситного превращения, общей особенностью выше- упомянутых исследований [8—10, 12—21] является утверждение о мелкодисперсных карбидных частицах, выделяющихся при старе- нии или отпуске стали, подвергнутой DCT, или даже в процессе вы- держки при температуре жидкого азота, основанное на наблюдени- ях, выполненных методами оптической или растровой микроскопии без каких-либо попыток анализировать электронную дифракцию. Целью настоящей работы было комплексное исследование изо- термического мартенситного превращения в высокоуглеродистой инструментальной стали и выделения карбидных фаз при последу- ющем отпуске в попытке понять физическую природу глубокой криогенной обработки. 2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА Исследовались инструментальные стали промышленного производ- ства X153CrMoV12 и X220CrMoV13-4 (германские стандарты DIN 1.2379 и 1.2380), содержащие, % масс. 1,55 C, 11,90 Cr, 0,70 V, 0,86 Mo и 2,2 C, 13 Cr, 4 V, 1 Mo соответственно. Технология по- рошковой металлургии в производстве стали X153CrMoV12 позво- ляет уменьшить химическую ликвацию, в связи с чем, большин- ство экспериментов было выполнено на этой стали. Ввиду размытия мартенситного дублета на рентгенограммах сложнолегированных высокоуглеродистых сталей и с целью облегчить рентгенографиче- 876 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. ское исследование мартенсита, эталонная сталь X100Mn6 состава (% масс.) 1,0 C и 6,0 Mn, не содержащая нерастворённых карбидов, была выплавлена индукционной плавкой под защитной атмосфе- рой. Именно эта сталь использовалась в классическом исследова- нии изотермического мартенситного превращения Курдюмовым и Максимовой [1]. Мартенситные точки при превращении были определены с по- мощью дилатометра, в котором образцы диаметром 6 мм и длиной 10 мм нагревались до 1080 или 1150C, выдерживались при этой температуре 20 мин и охлаждались газообразным азотом до 400C. Дальнейшее охлаждение осуществлялось вводимым в камеру пото- ком жидкого азота. В стали X153CrMoV12 атермическое мартен- ситное превращение начиналось при 130C и заканчивалось при- мерно при 100C. Повышение температуры аустенитизации до 1150С снижало Ms до примерно 60C, не изменяя Mf . Измеренные по дилатограмме значения Ms и Mf в стали X220CrMoV13-4 соста- вили 194 и 92C после аустенитизации при 1050C и 114, 72C по- сле аустенитизации при 1150C. Мартенситное превращение исследовали с применением мессбау- эровской спектроскопии, рентгеноструктурного анализа и механи- ческой спектроскопии. Состояние закалённого и отпущенного мар- тенсита изучалось с помощью мессбауэровской спектроскопии, трансмиссионной электронной микроскопии (ТЭМ), рентгено- структурного анализа и механической спектроскопии. Образцы размером 10100,03 мм для мессбауэровской спектро- скопии, 10100,1 мм для рентгеноструктурных и электронно-микро- скопических исследований, 0,70,760 мм для механической спек- троскопии подвергались выдержке при 1080C в атмосфере аргона в течение 20 мин с последующим охлаждением до комнатной темпера- туры потоком аргона. Для мессбауэровских и рентгеноструктурных исследований использовалась также термообработка при 1150C с це- лью увеличить количество остаточного аустенита и, соответственно, получить большую долю низкотемпературного мартенсита. DCT выполнялась при температурах 196 или 150С. Особенно- стью исследования изотермического мартенситного превращения методами мессбауэровской спектроскопии и рентгеноструктурного анализа было то, что непосредственно после закалки при 20С об- разцы погружались в жидкий азот, измерения выполнялись при данной температуре, и затем осуществлялся нагрев до любой другой температуры ниже 100С. Такая техника измерений позволяла поддерживать одинаковую скорость охлаждения в температурном интервале между 20С и температурой изотермической обработки. Как будет показано ниже, выдержка при 196С не сопровождается мартенситным превращением, что согласуется с результатами ис- следований Курдюмова и Максимовой на стали с 1,0% С и 6% Mn [1]. ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 877 Спектрометр WISSEL и изотоп 57Co в матрице Cr как источник - квантов с активностью 50 мКи применены для мессбауэровских из- мерений. Оборудование характеризуется шириной линии 0,22 мм/с для линии источника -квантов. Для улучшения разрешения полу- ченных сложных спектров использовали их подлинный спектр резо- нансного поглощения E) (см. Приложение). Рентгеноструктурные исследования выполнены на дифракто- метре Huber с однокружным —2 гониометром и излучением FeK при напряжении 30 кВ. Компьютерная программа контролировала угловое движение гониометра и счётчика. Криосистема LN-3 про- изводства Cryo Industries of America Inc. использовалась для изме- рений при низких температурах, позволяя быстро охлаждать обра- зец в дифрактометре и выполнять измерения при любой температу- ре от 20 до 196С. Наименьшая температура на наших образцах составляла 182C. Автоматизированный обратный крутильный маятник с частота- ми в области 1 Гц использовался для получения спектров внутрен- него трения в температурной области от 196 до 600С. Скорость нагрева составляла 1,5 К/мин. Трансмиссионный электронный микроскоп JEM-2000 FXII с напряжением 200 кВ был применён для структурных исследований. Приставка STEM использовалась для получения микродифракции от экстремально малых областей диаметром 20 нм. Электронограм- мы от областей диаметром порядка 0,5 мкм получали, применяя обычную дифракционную технику SAD. Спектрометр EDS и про- грамма LINK RTS 2/FLS были использованы для локального хими- ческого анализа карбидных частиц. 3. РЕЗУЛЬТАТЫ 3.1. Мессбауэровская спектроскопия Экспериментальный спектр стали X153CrMoV12 после аустенити- зации при 1150C, закалки при 20С и охлаждения в жидком азоте представлен на рис. 1. Результат измерений регистрировался каж- дые 24 часа. Выдержка вплоть до 96 часов не инициировала изо- термическое мартенситное превращение. Распределение сверхтонких полей Н на ядре 57Fe, обусловленное влиянием растворённых элементов, показано на рис. 2. Фитинг спектров был выполнен с использованием данных о влиянии угле- рода [28] и хрома [29] на сверхтонкое поле на ядре 57Fe. Влиянием ванадия и молибдена пренебрегали, ввиду их небольшого содержа- ния в стали и поскольку их влияние на сверхтонкое поле на ядре железа близко к таковому для хрома [29, 30]. Как следует из рис. 2, основное изменение в спектре вызвано влиянием хрома, содержа- 878 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. ние которого в стали намного превосходит содержание других рас- творённых элементов. Подлинный спектр резонансного поглощения (сечение поглоще- ния (E)) для стали, подвергавшейся выдержке при 150С в тече- ние 48 часов, представлен на рис. 3. Обозначения те же, что и на рис. 2. Спектр содержит одиночную парамагнитную линию и дуб- лет D1, принадлежащие остаточному аустениту, секстеты H0 до H6 Рис. 1. Мессбауэровский спектр стали X153CrMoV12 после закалки от 1150C до 20С и последующего охлаждения до 196C с выдержкой при этой температуре в течение 96 часов. Измерения при 196C с регистраци- ей спектра каждые 24 часа. Рис. 2. Распределение сверхтонких полей, согласно спектру на рис. 1, и его интерпретация. ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 879 мартенсита, в котором атомы железа имеют различное ближайшее окружение, и два дублета D2 и D3, принадлежащие специальным карбидам M7C3 и M2C. Для более чёткого представления на рис. 4 приведены крайние ли- Рис. 3. Спектр резонансного поглощения (сечение поглощения (E)) стали X153CrMoV12 после закалки от 1150C до 20С и далее до 196C с последу- ющим нагревом до 150C и выдержкой при этой температуре в течение 48 часов. Измерения выполнялись при 196С. Обозначения секстетов соответ- ствуют таковым на рис. 2. Одиночная линия S и дублет D1 принадлежат па- рамагнитному аустениту, дублетыD2иD3 специальнымкарбидам. Рис. 4. Фрагмент мессбауэровского спектра стали X153CrMoV12 (крайние линии секстетов Н0 и Н01) после закалки от 1150C при 20С, охлаждения до 196C и последующего нагрева до 150C с выдержкой при обеих темпе- ратурах в течение 24 часов.Измерения в обоих случаях при 196С. 880 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. нии спектра, измеренного после DCT стали X153CrMoV12 при 196С и 150С в течение 24 часов. Секстеты Н0 и Н01 относятся к атомам железа, не имеющих атомов растворённых элементов в каче- стве ближайших соседей. Сверхтонкое поле Н01 на ядре атомов же- леза, равное 33,9 Тл, соответствует таковому для чистого железа. Компонента Н0 с большим полем 35,1 Тл появляется в результате не- которой дилатации субмикрообластей «чистого железа» в мартенси- те, которая увеличивает поле на ядре (см. для сравнения компоненты А и A в ЯГР-спектрах свежезакалённого Fe—C-мартенсита в [31]). Общая площадь под компонентами мартенсита, остаточного аустенита и карбидов представлена в табл. 1. Она соответствует про- центному содержанию фаз с некоторой неопределённостью, обуслов- ленной различным фактором Дебая—Валлера для ГЦК аустенитной, ОЦК мартенситной и гексагональных карбидных решёток. Эта не- определённость некритична для сравнения аустенитной и мартен- ситной компонент спектра. Однако карбиды характеризуются суще- ственно более сильными межатомными связями, и, следовательно, площадь под карбидными дублетами заметно превышает их про- центное содержание в исследуемой стали. Помимо этого, невозмо- жен точный учёт содержания железа в карбидах, присутствующих в стали после закалки от разных температур (см. табл. 2, 3). Площадь под мартенситными секстетами существенно увеличи- вается после выдержки при 150С, в то время как интенсивность аустенитной компоненты соответственно уменьшается. Таким об- разом, полученные результаты свидетельствуют об изотермическом мартенситном превращении при этой температуре. 3.2. Рентгеноструктурный анализ Фрагмент рентгенограммы стали X153CrMoV12 после закалки от 1150С, последующих выдержек при 170С в течение 15 и 240 мин и при 100С в течение 30 мин с измерениями при этих же темпера- турах представлен на рис. 5, а. На нем различимы размытый мар- тенситный дублет (110)(101), рефлексы аустенита (111) и эвтек- тического карбида M7C3 (112). Количество мартенсита не увеличи- вается в процессе выдержки при 170С, но мартенситное превра- ТАБЛИЦА 1. Площади (1,0%) под компонентами спектра стали X153CrMoV12, принадлежащие различным фазам, после закалки от 1150С и последующей выдержки при 196 или 150С. Измерения при 196С. Температура, время Мартенсит Аустенит Карбиды 196С, 96 ч 58,6 32,6 8,9 150С, 24 ч 66,6 24,6 8,1 ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 881 щение имеет место при 100С, о чём можно судить по уменьшению интенсивности аустенитного рефлекса. Мартенситное превращение при 150С отчетливо фиксируется на рентгенограмме стали X220CrMoV13-4 (рис. 5, б). Интенсивное протекание превращения при 150С в стали X153CrMoV12 было также зафиксировано по измерению аустенитного рефлекса (200), см. рис. 6. Уширение рефлексов в обеих исследованных сталях слишком ве- лико для измерений тетрагональности свежезакалённого мартенси- а б Рис. 5. Фрагменты рентгенограмм стали X153CrMoV12 после выдержки при 170C в течение 15 и 240 мин и последующей выдержки при 100C в течение 30 мин (а) и стали X220CrMoV13-4 после выдержки при 150С в течение 30 мин (б). Измерения при температурах выдержки. Закалка в обоих случаях от 1150C. ТАБЛИЦА 2. Содержание (2,0 aт.%) Cr, V, Mo, Fe в карбидах стали X153CrMoV12, закалённой от 1080С. Тип карбида Решётка Cr V Mo Fe M7C3 ГПУ 46,0 11,8 0,1 42,1 MC ГЦК 21,0 57,3 0,1 21,4 M2C ГПУ 11,0 81,3 0,1 7,6 ТАБЛИЦА 3. Содержание (2,0 aт.%) Cr, V, Mo, Fe в карбидах стали X220CrMoV13-4, закалённой от 1080С. Тип карбида Решётка Cr V Mo Fe M7C3 ГПУ 46,6 12,3 1,1 40,0 MC ГЦК 19,6 63,2 2,3 14,9 M2C ГПУ 11,3 84,1 2,5 2,1 882 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. та и её изменения при нагреве до комнатной температуры. Поэтому была использована сталь с 1% С и 6% Mn, мартенситная точка ко- торой 93С была определена измерением температурной зависимо- сти магнитной восприимчивости. Таким образом, из-за значитель- ного снижения температуры начала мартенситного превращения и ограниченной подвижности атомов углерода при столь низких тем- пературах, см. данные [25, 32], представляется возможным иссле- довать полностью несостаренный мартенсит. Мартенситный дублет (101)/(110) и его изменение при нагреве представлены на рис. 7, а. Вставка в правом верхнему углу иллю- стрирует изотермическое мартенситное превращение при 150С, фиксируемое по рефлексу (200). Тетрагональность мартенсита с/а (рис. 7, б) увеличивается в процессе нагрева, начиная с 50С, что соответствует увеличению подвижности атомов углерода в мартен- сите [32]. Как показано, например, в [32—35], начиная с этой темпе- ратуры, происходит расслоение пересыщенного твёрдого раствора на области, обогащённые и обеднённые углеродом. Измеренная тетрагональность изотермического мартенсита с/а   1,026 существенно меньше значения с/а  1,047, ожидаемого для содержания углерода в стали, равного 1,0% масс. Этот эффект был впервые обнаружен Лысаком и Вовком в 1965 году [36]. Основные его интерпретации были предложены в [37, 38]. К сожалению, нам не удалось использовать эталонную сталь X100Mn6 для мессбауэ- ровской спектроскопии и электронной микроскопии, поскольку спонтанное мартенситное превращение начиналось в процессе изго- товления образцов толщиной 30 мкм для первого и 100 мкм для второго из упомянутых исследований. Рис. 6. Эволюция рефлекса (200) аустенита на рентгенограмме стали X153CrMoV12 в течение выдержки при 150C после предварительной за- калки от 1150C при 20С и охлаждения в жидком азоте. Измерения в процессе выдержки. ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 883 3.3. Внутреннее трение В отличие от мессбауэровской спектроскопии и рентгеноструктур- ного анализа, экстремально высокая чувствительность механиче- ской спектроскопии к релаксационным и гистерезисным процессам позволяет исследовать мартенситное превращение даже небольшо- го количества остаточного аустенита. Поэтому при закалке образцов была использована обычная для исследуемых сталей температура аустенитизации 1080С. Образцы сталей X153CrMoV12 и X220CrMoV13-4 устанавливались в камеру релаксометра непосред- ственно после закалки и охлаждались в жидком азоте. Затем изме- рялась температурная зависимость внутреннего трения (рис. 8). Два пика внутреннего трения с максимумами при температурах 150C, 140C и 0C, 20C получены для сталей X153CrMoV12 и X220CrMoV13-4, соответственно. Они принадлежат гистерезисным явлениям, поскольку изменение частоты колебаний не влияет на их температуры. Согласно вышеприведенным мессбауэровским и рентгеноструктурным данным, низкотемпературный пик явно принадлежит изотермическому мартенситному превращению. Вы- сокотемпературный пик обусловлен наложением двух процессов: увеличением подвижности дислокаций при повышении температу- ры и ограничением их подвижности в результате старения мартен- сита. В отсутствие релаксационных процессов, фон внутреннего трения контролируется колебаниями дислокационных сегментов Рис. 7. Фрагменты рентгенограмм стали X100Mn6 после выдержки при различных температурах образца, подвергавшегося предварительной за- калке от 1000C, охлаждению в жидком азоте и последующему нагреву: а – рефлекс (111) аустенита и мартенситный дублет (101)/(110) при температурах от 120 до 70C с выдержкой 20 мин. при каждой темпера- туре и рефлекс аустенита (200) в процессе выдержки при 150C (вставка в правом верхнем углу); б – изменение тетрагональности мартенсита при нагреве от 150 до 70C. 884 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. (см., например, [39, 40]). Подвижность дислокаций существенно повышается при температурах выше 100С, а процесс старения мартенсита, заключающийся в ближнем атомном расслоении твёр- дого раствора внедрения, стартует, начиная с 50С. Как следует из рис. 8, частичное изотермическое мартенситное превращение имеет место при нагреве охлаждённых в жидком азоте сталей X153CrMoV12 и X220CrMoV13-4 с максимальным эффектом в области 150С. Оно менее выражено в стали X153CrMoV12, по- видимому, вследствие меньшего содержания углерода и, соответ- ственно, меньшего количества остаточного аустенита после закалки. Релаксация Снука—Кёстера была измерена с целью качественной оценки влияния DCT на плотность дислокаций. Её физический ме- ханизм заключается в колебаниях дислокационных сегментов, со- провождаемых миграцией атомов внедрения, что обусловливает фазовый сдвиг между приложенным периодическим напряжением и деформационным откликом. Различные физические модели предложены для детального описания движения дислокаций и ми- грации атомов внедрения: модель колебаний дислокации как стру- ны [41], модель образования парных перегибов [42], учёт движения предсуществующих одиночных перегибов [43] и анализ взаимодей- ствия атомов внедрения в дислокационных атмосферах [44]. Общим моментом для всех перечисленных моделей является корреляция между величиной С—К-релаксации и плотностью дислокаций. По- пытка оценить количественно плотность дислокаций таким мето- дом была предпринята, например, в [45]. Релаксация Снука—Кёстера в стали X153CrMoV12 после закалки при 20С и DCT при 196 и 150С представлена на рис. 9. DCT в Рис. 8. Температурная зависимость внутреннего трения в сталях X153CrMoV12 и X220CrMoV13-4, подвергавшихся предварительной за- калке от 1080С при 20С и охлаждению вжидком азоте. ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 885 жидком азоте увеличивает С—К-релаксацию в сравнении с закалкой при 20С. Ещё большее увеличение имеет место после DCT при 150С. В принципе, оба результата могут быть объяснены как повыше- нием плотности дислокаций в результате пластической деформа- ции, так и вследствие увеличения доли мартенсита в стали благода- ря продолжению атермического мартенситного превращения при температурах между 20С и 100С и изотермическому превраще- нию при более низких температурах. Однако, прирост площади под пиком С—К-релаксации в результате изотермического превращения при 150С, существенно превышает полученный прирост количе- ства мартенсита (см. табл. 4), что даёт основание предполагать наличие пластической деформации как дополнительного источни- Рис. 9. Релаксация Снука—Кёстера в стали X153CrMoV12 после трёх термо- обработок: закалка при 20С, DCT при 196C и 150C в течение 24 часов. ТАБЛИЦА 4. Площади под пиком релаксации Снука—Кёстера в спектре внутреннего трения (ВТ) и под мартенситной компонентой в мессбауэров- ских спектрах стали X153CrMoV12, закалённой от 1080С при 20С и под- вергавшейся последующей выдержке при 196С или 150С в течение 24 часов. Метод измерений 20С 196С, 24 ч 150С, 24 ч Релаксация С—К в спектре внутреннего трения, % 0,81 0,91 100 С—К — 0,10 0,9 Мартенсит () в мессбауэровском спектре, % 0,8 0,96 100  — 0,16 0,04 886 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. ка увеличения плотности дислокаций. 3.4. Электронная микроскопия Изображение структуры мартенсита в стали X220CrMoV13-4, полу- ченное в обратно рассеянных электронах, представлено на рис. 10. Три типа карбидных частиц в этой стали были идентифицированы нами в [25], а именно, первичные эвтектические карбиды M7C3, вы- делившиеся в процессе эвтектической реакции при кристаллизации и нерастворимые в твёрдой фазе при любой температуре, а также крупные и мелкие частицы вторичных карбидов, МС и М2С, сформи- ровавшихся при высокотемпературной обработке. Процентное со- держание карбидов МС и М2С в стали зависит от температуры аусте- нитизации. Химический состав карбидных частиц после закалки от 1080С для сталей X220CrMoV13-4 и X153CrMoV12 дан в табл. 2 и 3. На рисунке 11 представлена тонкая структура мартенсита в ста- ли X220CrMoV13-4 после закалки при 20С (а) и последующей вы- держки при 150С (б). Влияние изотермического мартенситного превращения чётко проявляется в меньшем размере мартенситных доменов и двойников. Наличие двойников в обоих мартенситах, по- лученных при комнатной температуре и после DCT при 150С, не согласуется с наблюдением Молинари и др. [17] об отсутствии двой- ников благодаря DCT. Обе структуры характеризуются высокой плотностью дислокаций, количественная оценка которой не пред- ставляется возможной. Карбидообразование при отпуске было изучено на стали X153CrMoV12, полученной методом порошковой металлургии и характеризуемой большей химической однородностью. Рис. 10. Структура стали X220CrMoV13-4 после закалки от 1080C при 20С. Изображение получено в обратно рассеянных электронах. Три типа карбидных частиц соответствуют первичному эвтектическому карбиду М7С3 и вторичным карбидамМС иМ2С. ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 887 Отпуск при 100С после закалки при 20С сопровождается ожида- емым выделением -карбида с гексагональной плотноупакованной решёткой (рис. 12, а). Повышение температуры отпуска до 200С приводит к увеличению размеров частиц -карбида (рис. 12, б, в). DCT при 196С вносит изменение в морфологию низкотемпера- турного карбида, выделяющегося при отпуске. После отпуска при 200С карбидные частицы имеют форму тонких пластинок (рис. 13, а), идентифицируемых как -карбид (рис. 13, б). В то же Рис. 12. Выделение -карбида после отпуска стали X153CrMoV12, зака- лённой от 1080C при 20С: -карбид в мартенсите, отпущенном в течение 2 часов при 100С, идентифицированный по дифракции электронов из об- ласти, отмеченной окружностью (а); увеличение размеров частиц - карбида благодаря отпуску при 200С, 2 часа (б); электронная дифракция после отпуска при 200С, оси зон [311] и [112] (в). Рис. 11. Структура мартенсита в стали X220CrMoV13-4, закалённой от 1080C при 20С (а); то же после выдержкипри150C в течение24 часов (б). 888 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. время, обнаруживаются и карбидные частицы, микродифракция от которых соответствует обычному -карбиду (частица на рис. 13, а и дифрактограмма от неё на рис. 13, в). Принципиальное изменение в карбидообразовании, вносимое DCT, осуществлённой при 150С, заключается в том, что отпуск при 100С не приводит к выделению карбидной фазы (рис. 14, а, б). Единственным результатом является асимметрия мартенситных рефлексов (рис. 14, б, в) как признак существенных искажений кристаллической решётки. После отпуска при 200С - и -карбид также отсутствуют, хотя на электронограммах некоторых образцов можно обнаружить слабые рефлексы цементитной фазы. Рис. 13. Выделение карбидов в стали X153CrMoV12, подвергнутой DCT при 196С и отпуску при 200С в течение 2 часов: - и -карбиды (а); ди- фракция из области, содержащей пластины орторомбического -карбида (большая окружность на рис. 13, a) оси зон [100] и [122]  (б); микроди- фракция от частицы гексагонального -карбида (малая окружность на рис. 13, a), ось зоны [569] (в). Рис. 14. Мартенсит в стали X153CrMoV12 после DCT при 150С и отпуска при 100С в течение 2 часов (а); электронная дифракция, ось зоны [133] (б); рефлекс [011] из рис. 14, б, асимметричный в направлениях [313] и [312] (в). ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 889 Здесь уместно вспомнить исследования Вильсона [46], который обнаружил, что пластическая деформация железоуглеродистого мартенсита предотвращает выделение -карбида при последующем отпуске. Таким образом, отсутствие промежуточных карбидов в стали, отпущенной после изотермического мартенситного превра- щения, подтверждает, что оно сопровождалось пластической де- формацией. Превращение -карбида в цементит при отпуске стали начинает- ся при 300С. В стали, подвергнутой DCT при 150С, выделение цементита и рост цементитных пластин смещаются к более высо- ким температурам (ср. рис. 15 и 16 для стали, подвергнутой отпус- ку при 300С после DCT при 196С и 150С соответственно). Другое отчётливое различие в структуре отпущенной стали, под- вергавшейся и не подвергавшейся DCT, проявляется после отпуска при 500С. В стали, закалённой при 20С, цементит растворяется, и образуются мелкодисперсные частицы специальных карбидов (рис. 17). Нерастворённые пластины цементита встречаются редко. Напротив, крупные пластины цементита и отсутствие выделений специальных карбидов характерны для структуры стали, подвер- гавшейся DCT как при 196С, так и при 150С (рис. 18, 19). 4. ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ Мессбауэровские спектры (рис. 1, 3 и табл. 1) и рентгенограммы (рис. 5—7) подтверждают наличие изотермического мартенситного превращения в температурном интервале от 100С до 170С. Со- Рис. 15. Выделение цементита в стали X153CrMoV12 после DCT при 196C в течение 24 часов и отпуска при 300C, 2 часа (а); электронограмма (б). Видны две системы цементитных частиц, выделившихся по различным кристаллическим плоскостям -твердого раствора (оси зон [100] и [512] ). 890 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. гласно измерениям внутреннего трения, наиболее интенсивно оно развивается при температуре около 150С (рис. 8). Отличительны- ми чертами исследованного превращения являются пластическая деформация в процессе превращения и аномально низкая тетраго- нальность полученного мартенсита. 4.1. Пластическая деформация изотермического мартенсита Особенностью изотермического железоуглеродистого мартенсита является то, что он не состарен, поскольку атомы углерода в - железе практически неподвижны при температурах ниже 100С [25, 32]. Следствием этого является низкая прочность, что под- тверждено механическими испытаниями [4—6, 47]. Даже образова- ние закалочных микротрещин наблюдается лишь в процессе нагре- ва выше 100С [7]. Таким образом, дислокации в образующемся изотермическом мартенсите не заблокированы атомами углерода, что позволяет ему деформироваться в процессе превращения благо- даря различию удельных объёмов матричной и мартенситной фаз. Косвенный вывод о повышении плотности дислокаций, индуциро- ванном пластической деформацией, может быть сделан, основываясь на сравнении увеличения релаксации Снука—Кёстера с количеством мартенсита, полученного в процессе выдержки при 150С (табл. 4). Убедительным доказательством пластической деформации в процес- се изотермического превращения является отсутствие промежуточ- ных низкотемпературных карбидов в структуре отпущенной стали, подвергавшейся DCT при 150С (ср. рис. 13 и 14). Этот эффект впер- Рис. 16. Выделение цементита в стали X153CrMoV12 после DCT при 150C, 24 часа, и отпуска при 300C в течение 2 часов (а); электронная дифракция (б), оси зон [111] и [023] . Укрупнение цементитных частиц замедляется в сравнении с отпуском послеDCT при 196С. ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 891 вые наблюдался Вильсоном [46], изучавшим влияние пластической деформации мартенсита на выделение карбидов при отпуске. Именно такой результат следует ожидать, если сравнить энтальпию связи атомов углерода в -железе, 0,8 эВ, с энтальпией образования - карбида, 0,25 эВ, и цементита, 0,4 эВ (см. [48—50]). Таким образом, вопреки распространённому мнению об отсут- ствии мартенситного превращения при глубокой криогенной обра- ботке инструментальной стали, оно не только имеет место в процес- се DCT, но и сопровождается пластической деформацией. Этот ре- зультат, в частности, позволяет интерпретировать необычное наблюдение Гогтом и др. [21] измельчения первичных и вторичных Рис. 17. Карбидные выделения в стали X153CrMoV12, закалённой при 20С и отпущенной при 500C в течение 2 часов: частицы, выбранные для анали- за дифракции, отмечены кружками (а). Последующие микроэлектроно- граммы взяты соответственно из областей 1, 2 и 3; микродифракция карби- да M7C3, ось зоны 7 3M C[111] (б); микродифракция карбида M2C, ось зоны [10 12 3]M2C (в); микродифракция карбида M2C, ось зоны 2M C[101] (г). 892 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. карбидов в быстрорежущей CrMoVWCo стали T42 после DCT. Как показано выше, изотермическое мартенситное превращение и, соответственно, пластическая деформация не имеют места в про- цессе выдержки при 196С (см. рис. 1). Однако, как следует из ре- зультатов измерения внутреннего трения (рис. 8), изотермический мартенсит частично образуется при охлаждении до температуры жидкого азота и последующем нагреве. Принимая во внимание практическую неподвижность атомов уг- Рис. 18. Пластины цементита в стали X153CrMoV12, подвергавшейся за- калке при 20С с последующей выдержкой при 196C в течение 24 часов и отпуску при 500C в течение 2 часов (а); дифракция, оси зон [235] и [135] (б). Рис. 19. Цементитные пластины в стали X153CrMoV12 после закалки при 20С, выдержки при 150C в течение 24 часов и отпуска при 500C в тече- ние 2 часов (а); дифракция с рефлексами от -фазы и двух типов цементи- та 1 и 2 с осями зон [120] , 1[122] и 2[421] (б). ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 893 лерода при температурах ниже 100С, следует также признать ошибочным представление о том, что в процессе низкотемператур- ной выдержки атомы углерода мигрируют к дислокациям (см. [8, 12, 13, 19]). Единственная возможность образования углерод- ных атмосфер вокруг дислокаций может быть связана с захватом и переносом неподвижных атомов углерода движущимися дислока- циями в процессе пластической деформации. 4.2. Аномальная тетрагональность изотермического мартенсита Поскольку при пластической деформации в процессе низкотемпе- ратурного мартенситного превращения имеет место скольжение дислокаций, резонно полагать захват и перенос ими неподвижных атомов углерода. Теоретическое обоснование транспорта атомов внедрения движущимися дислокациями дано в [51]. Атомы углеро- да в образующихся при этом дислокационных атмосферах, есте- ственно, не могут давать вклад в тетрагональность мартенсита. Две основные гипотезы были предложены для объяснения ано- мально низкой тетрагональности низкотемпературного железо- углеродистого мартенсита: (i) размещение части атомов углерода в тетраэдрических междоузлиях в результате промежуточного обра- зования -фазы при   -превращении [37] и (ii) двойникование по плоскостям (111) в процессе мартенситного превращения, которое не меняет позиций металлических атомов, но переносит атомы уг- лерода из с- в а- и b-подрешетки октаэдрических междоузлий [38]. Обе гипотезы находятся в противоречии с результатами мессбау- эровских исследований [25, 32, 52]. Мессбауэровские спектры ха- рактеризуются высокой чувствительностью их параметров к изме- нению ближайшего окружения атомов железа. Как показано в [25, 32], появление атомов углерода в тетраэдрических междоузли- ях наряду с октаэдрическими или перенос атомов углерода в окта- эдрические междоузлия а- и b-подрешеток должны сопровождаться появлением новых компонент в спектрах с изменёнными значени- ями квадрупольного взаимодействия, что в экспериментальных спектрах не наблюдается. При этом вторая из упомянутых гипотез могла бы соответствовать результатам мессбауэровских исследований в случае наличия атомов железа с направлением спинов под углом 90 по отношению к направлению спонтанной намагниченности. Этот вариант анализи- ровали и опровергли Ино и др. [52], показав, что энергия анизотро- пии, поворачивающая спины атомов железа в направлении локаль- ной тетрагональности в а- и b-подрешетках, равна 0,810 22 Дж, что на два порядка меньше по сравнению с выигрышем энергии, обеспе- чивающим параллельность соседних спинов, 1,410 20 Дж. Наличие пластической деформации в процессе изотермического 894 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. мартенситного превращения позволяет объяснить уменьшение тет- рагональности изотермического мартенсита вышеотмеченным за- хватом атомов углерода скользящими дислокациями, удаляющим часть атомов углерода из твёрдого раствора. В этом случае, частич- ное повышение тетрагональности при нагреве изотермического мартенсита выше 50С объясняется не возвратом атомов углерода в октаэдрические междоузлия с-подрешётки, а распадом пересы- щенного твёрдого раствора углерода в железе на субмикрообласти, соответственно обогащённые и обеднённые углеродом (см. [33—35]) и соответствующим возникновением когерентных напряжений на границах этих областей. Как показано Ковалем и Кокориным [53], при наличии когерентных напряжений мартенсит становится тет- рагональным даже в отсутствие атомов внедрения. 4.3. Роль низкотемпературного изотермического превращения в выделении карбидов при последующем отпуске Данные исследований [12—15] о том, что тонкодисперсные карбид- ные частицы выделяются в процессе выдержки закалённых сталей при температуре жидкого азота или последующего нагрева до ком- натной температуры, не подтверждаются результатами выполнен- ных электронно-микроскопических исследований. Вплоть до тем- пературы 20С не замечено никаких выделений. Единственными наблюдаемыми процессами являются изотермическое превраще- ние, сопровождаемое пластической деформацией, и старение мар- тенсита с образованием углеродных кластеров. Однако глубокая криогенная обработка влияет на процесс карбидообразования при последующем отпуске. Поскольку пластическая деформация приводит к захвату атомов углерода движущимися дислокациями и образованию углеродных атмосфер на дислокациях, естественным является предотвращение выделения низкотемпературного карбида при отпуске из-за выше- упомянутых различий между связью атомов углерода в дислокаци- онных атмосферах и в карбидах. Полное предотвращение выделе- ния - и -карбидов имеет место после выдержки при 150С (рис. 14), где изотермическое мартенситное превращение происхо- дит наиболее интенсивно, в то время как после криогенной обработ- ки при 196С оно реализуется только частично в процессе охла- ждения и последующего нагрева, и поэтому выделение низкотем- пературного карбида можно наблюдать. Однако наиболее интригующим является обусловленное глубо- кой криогенной обработкой отсутствие специальных карбидов М7С3 и М2С после отпуска в температурном интервале вторичной твёрдо- сти при 500С (см. рис. 18, 19). Этот результат объясняет, почему DCT уменьшает твёрдость высокоотпущенной инструментальной ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 895 стали в сравнении с обычной закалкой при комнатной температуре (см., например, [54]). Однако, несмотря на пониженную твёрдость, инструментальная сталь, подвергнутая глубокой криогенной обработке, характеризу- ется повышенным сопротивлением износу. На основании получен- ных в данном исследовании результатов можно сделать следующее предположение. Коль скоро отпуск при 500С подавляет выделение специальных карбидов, в твердом растворе сохраняются кластеры карбидообразующих элементов с атомами углерода. Следовательно, выделение карбидов может быть индуцировано напряжениями в процессе эксплуатации стального инструмента, что повышает его износостойкость. Косвенным свидетельством в пользу такого пред- положения могут служить результаты испытаний [11], согласно которым износостойкость инструмента из близкой по составу стали X140CrVMo12, подвергнутой DCT при 180С, существенно повы- шается с увеличением скорости резания, т.е. с повышением нагруз- ки и температуры. 5. ВЫВОДЫ 1. Низкотемпературное изотермическое мартенситное превращение в углеродистой стали сопровождается пластической деформацией. 2. Аномально низкая тетрагональность такого мартенсита объясня- ется захватом движущимися дислокациями неподвижных при температуре превращения атомов углерода. Атомы углерода в обра- зовавшихся дислокационных атмосферах не принимают участия в старении мартенсита при температурах выше 50С и последующем выделении низкотемпературных карбидов при отпуске. 3. Следствием пластической деформации мартенсита в процессе изотермического мартенситного превращения является задержка в выделении цементита и росте цементитных частиц при отпуске выше 300С, а также предотвращение выделения специальных кар- бидов в процессе отпуска при 500С, что является причиной умень- шения твердости отпущенной стали. 4. Предполагается, что износостойкость инструментальных сталей после криогенной обработки при температурах ниже 100С (DCT) повышается благодаря наличию в отпущенном мартенсите класте- ров атомов карбидообразующих элементов с атомами углерода и по- следующему выделению специальных карбидов в процессе эксплу- атации инструмента. ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА 1. Г. В. Курдюмов, О. П. Максимова, ДАН СССР, 61, № 1: 83 (1948). 2. Г. В. Курдюмов, Л. Г. Хандрос, ДАН СССР, 66, № 2: 211 (1949). 896 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. 3. В. А. Лободюк, Э. И. Эстрин, Успехи физических наук, 175, № 7: 745 (2005). 4. P. G. Winchell and M. Cohen, Trans. Am. Soc. Met., 55: 347 (1962). 5. J. Pietikainen, J. Iron Steel Inst., 206: 74 (1968). 6. J. T. Eldis and M. Cohen, Metall. Mater. Trans. A, 14, No. 5: 1007 (1983). 7. J. Pietikainen, The Iron Steel Inst. Jpn., 25, No. 4: 340 (1985). 8. D. N. Collins, Heat Treat. Met., 2, 40 (1996). 9. A. Bensely, A. Prabhakaran, D. L. Mohan, and G. Nagarajan, Cryogenics, 45, No. 12: 747 (2005). 10. P. Baldissera and C. Delprete, Open Mechanical Engineering Journal, 2: 1 (2008). 11. F. Meng, K. Tagashira, R. Azuma, and H. Sohma, ISIJ Int., 34, No. 2: 205 (1994). 12. D. Yun, L. Xiaoping, and X. Honoshen, Heat Treat. Met., 3: 55 (1998). 13. P. F. Stratton, Mater. Sci. Eng. A–Struct., 449—451: 809 (2007). 14. M. Pellizari and A. Molinari, Proc. of Conf. ‘The 6-th International Tooling Con- ference’ (Sept. 10—13, 2002) (Karlstad: Karlstad University Sweden: 2002), p. 547. 15. T. Yugandhar, P. K. Krishnan, C. V. Bhaskar Rao and R. Kalidas, Proc. of Conf. ‘The 6-th International Tooling Conference’ (Sept. 10—13, 2002) (Karlstad: Karlstad University Sweden: 2002), p. 559. 16. Sh. Li, L. Deng, and X. Wu, Cryogenics, 50, No. 8: 433 (2010). 17. A. Molinari, M. Pellizzari, S. Gialanella, G. Straffelini, and K. H. Stiasny, J. Mater. Process. Tech., 118, Nos. 1—3: 350 (2001). 18. D. Das, A. K. Dutta, and K. K. Ray, Philos. Mag., 89, No. 1: 55 (2009). 19. R. Mahmudi, H. M. Ghasemi, and H. Faradji, Heat Treat. Met., No. 3: 69 (2000). 20. J. Y. Huang, Y. T. Zhu, X. Z. Liao, I. J. Beyerlein, M. A. Bourke, and T. E. Mitchell, Mater. Sci. Eng. A–Struct., 339, Nos. 1—2: 241 (2003). 21. C. L. Gogte, M. I. Kumar, and R. K. Paretkar, Proc. of Conf. ‘The 7-th International Tooling Conference’ (May 2—5, 2006) (Torino, Italy: Politechnico di Torino: 2006), p. 151. 22. D. Das and K. K. Ray, Mater. Sci. Eng. A–Struct., 541: 45 (2012). 23. Y. Hirotsu and S. Nagakura, Acta Metall. Mater., 20, No. 4: 645 (1972). 24. K. A. Taylor, G. B. Olson, M. Cohen, and J. B. Vander Sande, Metal. Trans. A, 20, No. 12: 2749 (1989). 25. A. I. Tyshchenko, W. Theisen, A. Oppenkowski, S. Siebert, O. N. Razumov, A. P. Skoblik, V. A. Sirosh, Yu. N. Petrov, and V. G. Gavriljuk, Mater. Sci. Eng. A–Struct., 527, No. 26: 7027 (2010). 26. А. Н. Попандопуло, Л. Т. Жукова, Металловедение и термическая обработка, 22, № 10: 708 (1980). 27. V. G. Gavriljuk, V. N. Shivanyuk, and B. D. Shanina, Acta Mater., 53, No. 19: 5017 (2005). 28. J. Foct, J. P. Senateur, J. M. Dubois, and G. Le Caer, J. Phys. Colloques, 40, No. C2: C2-647 (1979). 29. I. Vincze and I. A. Campbell, J. Phys. F: Met. Phys., 3, No. 3: 647 (1973). 30. G. K. Wertheim, V. Jaccarino, J. H. Wernick, and D. N. E. Buchanan, Phys. Rev. Lett., 12, No. 1: 24 (1964). 31. O. N. C. Uwakweh, J. Ph. Bauer, and J.-M. R. Genin, Metall. Trans. A, 21, No. 2: 589 (1990). 32. В. Г. Гаврилюк, В. Н. Гриднев, В. В. Немошкаленко, О. Н. Разумов, ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 897 Ю. А. Полушкин, Физ. мет. металловед., 43, № 3: 582 (1977). 33. K. A. Taylor, L. Chang, G. B. Olson, G. D. W. Smith, M. Cohen, and J. B. Wander Sande, Metall. Trans. A, 20, No. 12: 2717 (1989). 34. J. Ohmori and I. Tamura, Metall. Trans. A, 23, No. 8: 2147 (1992). 35. K. A. Taylor and M. Cohen, Prog. Mater. Sci., 36, 225 (1992). 36. Л. И. Лысак, Я. Н. Вовк, Физ. мет. металловед., 20, № 4: 540 (1965). 37. Л. И. Лысак, Б. И. Николин, Физ. мет. металловед., 22, № 5: 1098 (1966). 38. А. Л. Ройтбурд, А. Г. Хачатурян, Физ. мет. металловед., 30, № 6: 1189 (1970). 39. G. Schoeck, E. Bisogni, and J. Shyne, Acta Metall. Mater., 12, No. 12: 1466 (1964). 40. A. Rivière, J. P. Amirault, and J. Woirgard, Nuovo Cimento, 33, No. 1: 398 (1976). 41. G. Schoeck, Acta Metall. Mater., 11, No. 6: 617 (1963). 42. A. Seeger, phys. status solidi (a), 55: 457 (1979). 43. В. Г. Гаврилюк, Ю. Я. Ягодзинский, Физ. мет. металловед., 62, № 2: 253 (1986). 44. Y. Wang, M. Gu, L. Sun, and K. L. Ngai, Phys. Rev. B, 50, No. 6: 3525 (1994). 45. R. E. Miner, R. Gibala, and F. A. Hultgren, Acta Metall. Mater., 24, No. 3: 233 (1976). 46. D. V. Wilson, Acta Metall. Mater., 5, No. 6: 293 (1957). 47. A. J. McEvily, R. C. Ku, and T. L. Johnston, Trans. Metall. Soc. AIME, 236: 108 (1966). 48. В. Г. Гаврилюк, Н. П. Кушнарёва, В. Г. Прокопенко, Физ. мет. металловед., 42, № 6: 1288 (1976). 49. В. Г. Гаврилюк, Распределение углерода в стали (Киев: Наукова думка: 1987). 50. V. G. Gavriljuk, Mater. Sci. Eng. A–Struct., 345, Nos. 1—2: 81 (2003). 51. И. Н. Карнаухов, А. Е. Погорелов, М. С. Чернолевский, Металлофиз. новейшие технол., 29, № 6: 743 (2007). 52. T. Moriya, H. Ino, F. E. Fujita, and Yu. Maeda, J. Phys. Soc. Jpn., 24, No. 1: 60 (1968). 53. Ю. Н. Коваль, В. В. Кокорин, Физ. мет. металловед., 38, № 5: 1044 (1975). 54. V. G. Gavriljuk, W. Theisen, V. V. Sirosh, E. V. Polshin, A. Kortmann, G. S. Mogilny, Yu. N. Petrov, and Ye. V. Tarusin, Acta Mater., 61, No. 5: 1705 (2013). REFERENCES 1. G. V. Kurdyumov and O. P. Maksimova, Doklady Akademii Nauk SSSR, 61, No. 1: 83 (1948) (in Russian). 2. G. V. Kurdyumov and L. G. Khandros, Doklady Akademii Nauk SSSR, 66, No. 2: 211 (1949) (in Russian). 3. V. A. Lobodyuk and E. I. Estrin, Uspekhi Fizicheskikh Nauk, 175, No. 7: 745 (2005) (in Russian). 4. P. G. Winchell and M. Cohen, Trans. Am. Soc. Met., 55: 347 (1962). 5. J. Pietikainen, J. Iron Steel Inst., 206: 74 (1968). 6. J. T. Eldis and M. Cohen, Metall Mater. Trans. A, 14, No. 5: 1007 (1983). 7. J. Pietikainen, The Iron Steel Inst. Jpn., 25, No. 4: 340 (1985). 898 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. 8. D. N. Collins, Heat Treat. Met., 2: 40 (1996). 9. A. Bensely, A. Prabhakaran, D. L. Mohan, and G. Nagarajan, Cryogenics, 45, No. 12: 747 (2005). 10. P. Baldissera and C. Delprete, Open Mechanical Engineering Journal, 2: 1 (2008). 11. F. Meng, K. Tagashira, R. Azuma, and H. Sohma, ISIJ Int., 34, No. 2: 205 (1994). 12. D. Yun, L. Xiaoping, and X. Honoshen, Heat Treat. Met., 3: 55 (1998). 13. P. F. Stratton, Mater. Sci. Eng. A–Struct., 449—451: 809 (2007). 14. M. Pellizari and A. Molinari, Proc. of Conf. ‘The 6-th International Tooling Conference’ (Sept. 10—13, 2002) (Karlstad: Karlstad University Sweden: 2002), p. 547. 15. T. Yugandhar, P. K. Krishnan, C. V. Bhaskar Rao and R. Kalidas, Proc. of Conf. ‘The 6-th International Tooling Conference’ (Sept. 10—13, 2002) (Karlstad: Karlstad University Sweden: 2002), p. 559. 16. Sh. Li, L. Deng, and X. Wu, Cryogenics, 50, No. 8: 433 (2010). 17. A. Molinari, M. Pellizzari, S. Gialanella, G. Straffelini, and K. H. Stiasny, J. Mater. Process. Tech., 118, Nos. 1—3: 350 (2001). 18. D. Das, A. K. Dutta, and K. K. Ray, Philos. Mag., 89, No. 1: 55 (2009). 19. R. Mahmudi, H. M. Ghasemi, and H. Faradji, Heat Treat. Met., No. 3: 69 (2000). 20. J. Y. Huang, Y. T. Zhu, X. Z. Liao, I. J. Beyerlein, M. A. Bourke, and T. E. Mitchell, Mater. Sci. Eng. A–Struct., 339, Nos. 1—2: 241 (2003). 21. C. L. Gogte, M. I. Kumar, and R. K. Paretkar, Proc. of Conf. ‘The 7-th International Tooling Conference’ (May 2—5, 2006) (Torino, Italy: Politechnico di Torino: 2006), p. 151. 22. D. Das and K. K. Ray, Mater. Sci. Eng. A–Struct., 541: 45 (2012). 23. Y. Hirotsu and S. Nagakura, Acta Metall. Mater., 20, No. 4: 645 (1972). 24. K. A. Taylor, G. B. Olson, M. Cohen, and J. B. Vander Sande, Metal. Trans. A, 20, No. 12: 2749 (1989). 25. A. I. Tyshchenko, W. Theisen, A. Oppenkowski, S. Siebert, O. N. Razumov, A. P. Skoblik, V. A. Sirosh, Yu. N. Petrov, and V. G. Gavriljuk, Mater. Sci. Eng. A–Struct., 527, No. 26: 7027 (2010). 26. A. N. Popandopulo and L. T. Ghukova, Metallovedenie i Termicheskaya Obrabotka, 22, No. 10: 708 (1980) (in Russian). 27. V. G. Gavriljuk, V. N. Shivanyuk, and B. D. Shanina, Acta Mater., 53, No. 19: 5017 (2005). 28. J. Foct, J. P. Senateur, J. M. Dubois, and G. Le Caer, J. Phys. Colloques, 40, No. C2: C2-647 (1979). 29. I. Vincze and I. A. Campbell, J. Phys. F: Met. Phys., 3, No. 3: 647 (1973). 30. G. K. Wertheim, V. Jaccarino, J. H. Wernick, and D. N. E. Buchanan, Phys. Rev. Lett., 12, No. 1: 24 (1964). 31. O. N. C. Uwakweh, J. Ph. Bauer, and J.-M. R. Genin, Metall. Trans. A, 21, No. 2: 589 (1990). 32. V. G. Gavriljuk, V. N. Gridnev, V. V. Nemoshkalenko, O. N. Razumov, and Yu. A. Polushkin, Fiz. Met. Metalloved., 43, No. 3: 582 (1977) (in Russian). 33. K. A. Taylor, L. Chang, G. B. Olson, G. D. W. Smith, M. Cohen, and J. B. Wander Sande, Metall. Trans. A, 20, No. 12: 2717 (1989). 34. J. Ohmori and I. Tamura, Metall. Trans. A, 23, No. 8: 2147 (1992). 35. K. A. Taylor and M. Cohen, Prog. Mater. Sci., 36: 225 (1992). ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 899 36. L. I. Lysak and Ya. N. Vovk, Fiz. Met. Metalloved., 20, No. 4: 540 (1965) (in Russian). 37. L. I. Lysak and B. I. Nikolin, Fiz. Met. Metalloved., 22, No. 5: 1098 (1966) (in Russian). 38. А. L. Roytburd and А. G. Khachaturyan, Fiz. Met. Metalloved., 30, No. 6: 1189 (1970) (in Russian). 39. G. Schoeck, E. Bisogni, and J. Shyne, Acta Metall. Mater., 12, No. 12: 1466 (1964). 40. A. Rivière, J. P. Amirault, and J. Woirgard, Nuovo Cimento, 33, No. 1: 398 (1976). 41. G. Schoeck, Acta Metall. Mater., 11, No. 6: 617 (1963). 42. A. Seeger, phys. status solidi (a), 55: 457 (1979). 43. V. G. Gavriljuk and Yu. Ya. Yagodzinskii, Fiz. Met. Metalloved., 62, No. 2: 253 (1986) (in Russian). 44. Y. Wang, M. Gu, L. Sun, and K. L. Ngai, Phys. Rev. B, 50, No. 6: 3525 (1994). 45. R. E. Miner, R. Gibala, and F. A. Hultgren, Acta Metall. Mater., 24, No. 3: 233 (1976). 46. D. V. Wilson, Acta Metall. Mater., 5, No. 6: 293 (1957). 47. A. J. McEvily, R. C. Ku, and T. L. Johnston, Trans. Metall. Soc. AIME, 236: 108 (1966). 48. V. G. Gavriljuk, N. P. Kushnaryova, and V. G. Prokopenko, Fiz. Met. Metalloved., 42, No. 6: 1288 (1976) (in Russian). 49. V. G. Gavriljuk, The Distribution of Carbon in Steel (Kiev: Naukova Dumka:1987) (in Russian). 50. V. G. Gavriljuk, Mater. Sci. Eng. A-Struct., 345, No. 1—2: 81 (2003). 51. I. N. Karnaukhov, А. Ye. Pogorelov, and M. S. Chernolevskii, Metallofiz. Noveishie Tekhnol., 29, No. 6: 743 (2007) (in Russian). 52. T. Moriya, H. Ino, F. E. Fujita, and Yu. Maeda, J. Phys. Soc. Jpn., 24, No. 1: 60 (1968). 53. Yu. N. Koval and V. V. Kokorin, Fiz. Met. Metalloved., 39, No. 5: 1044 (1975) (in Russian). 54. V. G. Gavriljuk, W. Theisen, V. V. Sirosh, E. V. Polshin, A. Kortmann, G. S. Mogilny, Yu. N. Petrov, and Ye. V. Tarusin, Acta Mater., 61, No. 5: 1705 (2013). ПРИЛОЖЕНИЕ: АНАЛИЗ МЕССБАУЭРОВСКОГО СПЕКТРА ПОГЛОЩЕНИЯ Мессбауэровский спектр поглощения, согласно [1], описывается следующей формулой: ( ) ( )[1 exp( ( ))] M S S N V N N f L E V E dE        , (1) где V – относительная скорость поглотителя и источника, N – число гамма-квантов, зарегистрированных вдали от резонансного поглощения, NMfS – число резонансных мессбауэровских гамма- 900 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. квантов, 2 2 2 ( /2)2 ( ) ( ) ( /2) S S S S W L E V W E V W      – нормированная ло- лоренцевская функция, описывающая спектральное распределение гамма-квантов источника с шириной WS, а (E) – собственный спектр поглощения исследуемого вещества, который в общем случае можно представить суммой лоренцевских линий с шириной Wa. Экспериментально получаемый спектр N(V), как видно из (1), экспоненциально зависит от величины (E) и даже для тонких поглотителей ((E)  1) уширен на величину WS. Последнее обстоятельство существенно уменьшает, по меньшей мере, вдвое, разрешающую способность мессбауэровской спектроскопии, поскольку WS и Wa примерно одинаковы. По этим причинам для получения достоверной количественной информации о спектре поглощения и увеличении его разрешающей способности желательно получать из мессбауэровских спектров непосредственно величину (E). В настоящее время предложены три способа извлечения (E) из экспериментального спектра (1). В первом из этих методов [2, 3], по дате публикации, требуется измерение образцов с разной толщиной, что иногда (особенно в металловедении) технически трудноосуществимо. Интерполяция на нулевую толщину дает возможность исключить влияние экспоненты под интегралом, однако не дает возможности избавиться от ширины линии источника, т.е. увеличить разрешение спектра. Два других метода используют преобразования Фурье и не требуют измерения поглотителей с разными толщинами. В работе [4] преобразованию Фурье подвергается непосредственно экспериментальный спектр, а в [5, 6] его модельное представление в виде суммы произвольно заданных лоренцевских линий, без придания им какого-либо физического смысла. Действительно, подвергая экспериментальный спектр прямому (F) и обратному (F1) фурье-преобразованию, можно получить следующее выражение для , которое вычисляется численными методами фурье-преобразования:  1 ( ) ( ) ln 1 ( ) M S S F N N V V F N f F L                . (2) В этом методе большую роль имеет качество спектра, так как при преобразовании Фурье прямом и обратном существенно увеличивается статистический шум, который всегда присутствует в спектре из-за его квантовой природы. Использование фильтров разного вида несколько улучшает ситуацию. Тем не менее этот ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ В СТАЛИ 901 метод не нашел достаточно широкого применения. В последнем методе, как уже отмечалось выше, анализируется модель спектра, составленная из лоренцевских линий Lk(Vk  V; Wk) с амплитудами Ak: ( ) ( ; ) k k k k k N V A L V V W  , (3) которая наилучшим способом описывает спектр, т.е. имеет наилучшие статистические критерии или же критерии, которые с точки зрения экспериментатора являются приемлемыми. В этом случае может быть получено аналитическое выражение для : ( ) ln 1 ( ; )k k k k S k k S M S W A V L V V W W W W N f            . (4) Из формулы (4) видно, что из ширины Wk каждой лоренцевской линии вычитается ширина линии источника WS, т.е. разрешение в спектре улучшается на величину ширины линии источника. В этом методе не возникают трудности с шумом. Однако конечный вид спектра сильно зависит от положения (Vk) и количества лоренцевских линий, моделирующих исходный спектр. К тому же подбор соответствующих составляющих модели связан с достаточно монотонной рутинной работой. В работе [6] вместо лоренцевских линий предложено использовать войтовскую форму линии, что улучшает статистические параметры модели. В настоящем исследовании для моделирования спектра в рамках последнего метода используется функция распределения изомерного сдвига, или иначе, функция распределения амплитуды одиночной лоренцевской линии. Действительно, если в (3) все лоренцевские линии имеют одинаковые ширины W, а индекс k непрерывно пробегает все значимые точки спектра, то Ak по своему смыслу полностью совпадает с определением функции распределения изомерного сдвига: ( ) ( ; ) k k k N V A L V V W  . (5) Выражение для  приобретает тогда следующий вид: ( ) ln 1 ( ; )k k S k S M S AW V L V V W W W W N f            . (6) Функцию распределения изомерного сдвига мы получали с помощью программы DISTRI-M [7], в которой используется метод [8]. Следует отметить, что её зависимость от способа получения функции распределения изомерного сдвига, в частности от выбора 902 В. А. СИРОШ, А. И. ТИЩЕНКО, Г. С. МОГИЛЬНЫЙ и др. параметра ее сглаживания, остается, но в гораздо меньшей степени. Но главное, что при выборе модельной функции используется мо- дель, имеющая вполне определенный физический смысл, что, по нашему мнению, увеличивает степень надежности спектра погло- щения, получаемого в результате преобразования. В обоих методах имеется также принципиальная возможность увеличивать разре- шение в спектре за счет формального увеличения ширины линии источника. Это дает возможность более точно определить положе- ние близко расположенных линий поглощения, но нарушает соот- ношение их интенсивностей. Данные методы требуют определения доли мессбауэровских гамма-квантов NMfS и, следовательно, высо- кого качества и постоянства параметров спектрометрического тракта спектрометра во время эксперимента. ЦИТИРОВАННАЯ ЛИТЕРАТУРА (ПРИЛОЖЕНИЕ) 1. S. Margulies and J. R. Ehrman, Nucl. Instrum. Methods, 12: 131 (1961). 2. Г. А. Быков, Хиен Фам Зуи, ЖЭТФ, 43, № 3 (9): 909 (1962). 3. S. S. Hanna and R. S. Preston, Phys. Rev., 139, No. 3A: 722 (1965). 4. A. J. Stone, Chem. Phys. Lett., 6, No. 4: 331 (1970). 5. A. Asano and L. H. Schwartz, Proc. of 19th AIP Conf. on ‘Magnetism and Magnetic Materials’ (Nov. 13—16, 1973, Boston, Mass.) (New York: A. I. P. Conf. Proc. # 18: 1974), p. 262. 6. D. A. Rancourt, Nucl. Instrum. Methods B, 44, No. 2: 199 (1989). 7. В. С. Русаков, Известия РАН. Сер. физическая, № 7: 1389 (1999). 8. J. Hesse and A. Rubartch, J. Phys. E: Sci. Instrum., 7, No. 7: 526 (1974). REFERENCES (APPENDIX) 1. S. Margulies and J. R. Ehrman, Nucl. Instrum. Methods, 12: 131 (1961). 2. G. A. Bykov and Hien Fam Zui, ZhETF, 43, No. 3 (9): 909 (1962) (in Russian). 3. S. S. Hanna and R. S. Preston, Phys. Rev., 139, No. 3A: 722 (1965). 4. A. J. Stone, Chem. Phys. Lett., 6, No. 4: 331 (1970). 5. A. Asano and L. H. Schwartz, Proc. of 19th AIP Conf. on ‘Magnetism and Magnetic Materials’ (Nov. 13—16, 1973, Boston, Mass.) (New York: A. I. P. Conf. Proc. # 18: 1974), p. 262. 6. D. A. Rancourt, Nucl. Instrum. Methods B, 44, No. 2: 199 (1989). 7. V. S. Rusakov, Izvestiya RAN (Ser. Fizicheskaya), No. 7: 1389 (1999) (in Russian). 8. J. Hesse and A. Rubartch, J. Phys. E: Sci. Instrum., 7, No. 7: 526 (1974). << /ASCII85EncodePages false /AllowTransparency false /AutoPositionEPSFiles true /AutoRotatePages /None /Binding /Left /CalGrayProfile (Dot Gain 20%) /CalRGBProfile (sRGB IEC61966-2.1) /CalCMYKProfile (U.S. Web Coated \050SWOP\051 v2) /sRGBProfile (sRGB IEC61966-2.1) /CannotEmbedFontPolicy /Error /CompatibilityLevel 1.4 /CompressObjects /Tags /CompressPages true /ConvertImagesToIndexed true /PassThroughJPEGImages true /CreateJobTicket false /DefaultRenderingIntent /Default /DetectBlends true /DetectCurves 0.0000 /ColorConversionStrategy /CMYK /DoThumbnails false /EmbedAllFonts true /EmbedOpenType false /ParseICCProfilesInComments true /EmbedJobOptions true /DSCReportingLevel 0 /EmitDSCWarnings false /EndPage -1 /ImageMemory 1048576 /LockDistillerParams false /MaxSubsetPct 100 /Optimize true /OPM 1 /ParseDSCComments true /ParseDSCCommentsForDocInfo true /PreserveCopyPage true /PreserveDICMYKValues true /PreserveEPSInfo true /PreserveFlatness true /PreserveHalftoneInfo false /PreserveOPIComments true /PreserveOverprintSettings true /StartPage 1 /SubsetFonts true /TransferFunctionInfo /Apply /UCRandBGInfo /Preserve /UsePrologue false /ColorSettingsFile () /AlwaysEmbed [ true ] /NeverEmbed [ true ] /AntiAliasColorImages false /CropColorImages true /ColorImageMinResolution 300 /ColorImageMinResolutionPolicy /OK /DownsampleColorImages true /ColorImageDownsampleType /Bicubic /ColorImageResolution 300 /ColorImageDepth -1 /ColorImageMinDownsampleDepth 1 /ColorImageDownsampleThreshold 1.50000 /EncodeColorImages true /ColorImageFilter /DCTEncode /AutoFilterColorImages true /ColorImageAutoFilterStrategy /JPEG /ColorACSImageDict << /QFactor 0.15 /HSamples [1 1 1 1] /VSamples [1 1 1 1] >> /ColorImageDict << /QFactor 0.15 /HSamples [1 1 1 1] /VSamples [1 1 1 1] >> /JPEG2000ColorACSImageDict << /TileWidth 256 /TileHeight 256 /Quality 30 >> /JPEG2000ColorImageDict << /TileWidth 256 /TileHeight 256 /Quality 30 >> /AntiAliasGrayImages false /CropGrayImages true /GrayImageMinResolution 300 /GrayImageMinResolutionPolicy /OK /DownsampleGrayImages true /GrayImageDownsampleType /Bicubic /GrayImageResolution 300 /GrayImageDepth -1 /GrayImageMinDownsampleDepth 2 /GrayImageDownsampleThreshold 1.50000 /EncodeGrayImages true /GrayImageFilter /DCTEncode /AutoFilterGrayImages true /GrayImageAutoFilterStrategy /JPEG /GrayACSImageDict << /QFactor 0.15 /HSamples [1 1 1 1] /VSamples [1 1 1 1] >> /GrayImageDict << /QFactor 0.15 /HSamples [1 1 1 1] /VSamples [1 1 1 1] >> /JPEG2000GrayACSImageDict << /TileWidth 256 /TileHeight 256 /Quality 30 >> /JPEG2000GrayImageDict << /TileWidth 256 /TileHeight 256 /Quality 30 >> /AntiAliasMonoImages false /CropMonoImages true /MonoImageMinResolution 1200 /MonoImageMinResolutionPolicy /OK /DownsampleMonoImages true /MonoImageDownsampleType /Bicubic /MonoImageResolution 1200 /MonoImageDepth -1 /MonoImageDownsampleThreshold 1.50000 /EncodeMonoImages true /MonoImageFilter /CCITTFaxEncode /MonoImageDict << /K -1 >> /AllowPSXObjects false /CheckCompliance [ /None ] /PDFX1aCheck false /PDFX3Check false /PDFXCompliantPDFOnly false /PDFXNoTrimBoxError true /PDFXTrimBoxToMediaBoxOffset [ 0.00000 0.00000 0.00000 0.00000 ] /PDFXSetBleedBoxToMediaBox true /PDFXBleedBoxToTrimBoxOffset [ 0.00000 0.00000 0.00000 0.00000 ] /PDFXOutputIntentProfile () /PDFXOutputConditionIdentifier () /PDFXOutputCondition () /PDFXRegistryName () /PDFXTrapped /False /CreateJDFFile false /Description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> /CHS <FEFF4f7f75288fd94e9b8bbe5b9a521b5efa7684002000410064006f006200650020005000440046002065876863900275284e8e9ad88d2891cf76845370524d53705237300260a853ef4ee54f7f75280020004100630072006f0062006100740020548c002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e003000204ee553ca66f49ad87248672c676562535f00521b5efa768400200050004400460020658768633002> /CHT <FEFF4f7f752890194e9b8a2d7f6e5efa7acb7684002000410064006f006200650020005000440046002065874ef69069752865bc9ad854c18cea76845370524d5370523786557406300260a853ef4ee54f7f75280020004100630072006f0062006100740020548c002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e003000204ee553ca66f49ad87248672c4f86958b555f5df25efa7acb76840020005000440046002065874ef63002> /CZE <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> /DAN <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> /DEU <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> /ESP <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> /ETI <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> /FRA <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> /GRE <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a stvaranje Adobe PDF dokumenata najpogodnijih za visokokvalitetni ispis prije tiskanja koristite ove postavke. Stvoreni PDF dokumenti mogu se otvoriti Acrobat i Adobe Reader 5.0 i kasnijim verzijama.) /HUN <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> /ITA <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> /JPN <FEFF9ad854c18cea306a30d730ea30d730ec30b951fa529b7528002000410064006f0062006500200050004400460020658766f8306e4f5c6210306b4f7f75283057307e305930023053306e8a2d5b9a30674f5c62103055308c305f0020005000440046002030d530a130a430eb306f3001004100630072006f0062006100740020304a30883073002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e003000204ee5964d3067958b304f30533068304c3067304d307e305930023053306e8a2d5b9a306b306f30d530a930f330c8306e57cb30818fbc307f304c5fc59808306730593002> /KOR <FEFFc7740020c124c815c7440020c0acc6a9d558c5ec0020ace0d488c9c80020c2dcd5d80020c778c1c4c5d00020ac00c7a50020c801d569d55c002000410064006f0062006500200050004400460020bb38c11cb97c0020c791c131d569b2c8b2e4002e0020c774b807ac8c0020c791c131b41c00200050004400460020bb38c11cb2940020004100630072006f0062006100740020bc0f002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e00300020c774c0c1c5d0c11c0020c5f40020c2180020c788c2b5b2c8b2e4002e> /LTH <FEFF004e006100750064006f006b0069007400650020016100690075006f007300200070006100720061006d006500740072007500730020006e006f0072011700640061006d00690020006b0075007200740069002000410064006f00620065002000500044004600200064006f006b0075006d0065006e007400750073002c0020006b00750072006900650020006c0061006200690061007500730069006100690020007000720069007400610069006b007900740069002000610075006b01610074006f00730020006b006f006b007900620117007300200070006100720065006e006700740069006e00690061006d00200073007000610075007300640069006e0069006d00750069002e0020002000530075006b0075007200740069002000500044004600200064006f006b0075006d0065006e007400610069002000670061006c006900200062016b007400690020006100740069006400610072006f006d00690020004100630072006f006200610074002000690072002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e0030002000610072002000760117006c00650073006e0117006d00690073002000760065007200730069006a006f006d00690073002e> /LVI <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> /NLD (Gebruik deze instellingen om Adobe PDF-documenten te maken die zijn geoptimaliseerd voor prepress-afdrukken van hoge kwaliteit. De gemaakte PDF-documenten kunnen worden geopend met Acrobat en Adobe Reader 5.0 en hoger.) /NOR <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> /POL <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> /PTB <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> /RUM <FEFF005500740069006c0069007a00610163006900200061006300650073007400650020007300650074010300720069002000700065006e007400720075002000610020006300720065006100200064006f00630075006d0065006e00740065002000410064006f006200650020005000440046002000610064006500630076006100740065002000700065006e0074007200750020007400690070010300720069007200650061002000700072006500700072006500730073002000640065002000630061006c006900740061007400650020007300750070006500720069006f006100720103002e002000200044006f00630075006d0065006e00740065006c00650020005000440046002000630072006500610074006500200070006f00740020006600690020006400650073006300680069007300650020006300750020004100630072006f006200610074002c002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e00300020015f00690020007600650072007300690075006e0069006c006500200075006c0074006500720069006f006100720065002e> /RUS <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> /SKY <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> /SLV <FEFF005400650020006e006100730074006100760069007400760065002000750070006f0072006100620069007400650020007a00610020007500730074007600610072006a0061006e006a006500200064006f006b0075006d0065006e0074006f0076002000410064006f006200650020005000440046002c0020006b006900200073006f0020006e0061006a007000720069006d00650072006e0065006a016100690020007a00610020006b0061006b006f0076006f00730074006e006f0020007400690073006b0061006e006a00650020007300200070007200690070007200610076006f0020006e00610020007400690073006b002e00200020005500730074007600610072006a0065006e006500200064006f006b0075006d0065006e0074006500200050004400460020006a00650020006d006f0067006f010d00650020006f0064007000720065007400690020007a0020004100630072006f00620061007400200069006e002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e003000200069006e0020006e006f00760065006a01610069006d002e> /SUO <FEFF004b00e40079007400e40020006e00e40069007400e4002000610073006500740075006b007300690061002c0020006b0075006e0020006c0075006f00740020006c00e400680069006e006e00e4002000760061006100740069007600610061006e0020007000610069006e006100740075006b00730065006e002000760061006c006d0069007300740065006c00750074007900f6006800f6006e00200073006f00700069007600690061002000410064006f0062006500200050004400460020002d0064006f006b0075006d0065006e007400740065006a0061002e0020004c0075006f0064007500740020005000440046002d0064006f006b0075006d0065006e00740069007400200076006f0069006400610061006e0020006100760061007400610020004100630072006f0062006100740069006c006c00610020006a0061002000410064006f00620065002000520065006100640065007200200035002e0030003a006c006c00610020006a006100200075007500640065006d006d0069006c006c0061002e> /SVE <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> /TUR <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> /UKR <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> /ENU (Use these settings to create Adobe PDF documents best suited for high-quality prepress printing. Created PDF documents can be opened with Acrobat and Adobe Reader 5.0 and later.) >> /Namespace [ (Adobe) (Common) (1.0) ] /OtherNamespaces [ << /AsReaderSpreads false /CropImagesToFrames true /ErrorControl /WarnAndContinue /FlattenerIgnoreSpreadOverrides false /IncludeGuidesGrids false /IncludeNonPrinting false /IncludeSlug false /Namespace [ (Adobe) (InDesign) (4.0) ] /OmitPlacedBitmaps false /OmitPlacedEPS false /OmitPlacedPDF false /SimulateOverprint /Legacy >> << /AddBleedMarks false /AddColorBars false /AddCropMarks false /AddPageInfo false /AddRegMarks false /ConvertColors /ConvertToCMYK /DestinationProfileName () /DestinationProfileSelector /DocumentCMYK /Downsample16BitImages true /FlattenerPreset << /PresetSelector /MediumResolution >> /FormElements false /GenerateStructure false /IncludeBookmarks false /IncludeHyperlinks false /IncludeInteractive false /IncludeLayers false /IncludeProfiles false /MultimediaHandling /UseObjectSettings /Namespace [ (Adobe) (CreativeSuite) (2.0) ] /PDFXOutputIntentProfileSelector /DocumentCMYK /PreserveEditing true /UntaggedCMYKHandling /LeaveUntagged /UntaggedRGBHandling /UseDocumentProfile /UseDocumentBleed false >> ] >> setdistillerparams << /HWResolution [2400 2400] /PageSize [612.000 792.000] >> setpagedevice
id	nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-106964
institution	Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine
issn	1024-1809
language	Russian
last_indexed	2025-12-07T17:40:18Z
publishDate	2014
publisher	Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України
record_format	dspace
spelling	Сирош, В.А. Тищенко, А.И. Могильный, Г.С. Петров, Ю.Н. Польшин, Э.В. Гаврилюк, В.Г. 2016-10-09T19:09:16Z 2016-10-09T19:09:16Z 2014 Изотермическое мартенситное превращение в инструментальной стали и его влияние на карбидообразование при отпуске / В.А. Сирош, А.И. Тищенко, Г.С. Могильный, Ю.Н. Петров, Э.В. Польшин, В.Г. Гаврилюк // Металлофизика и новейшие технологии. — 2014. — Т. 36, № 7. — С. 871-902. — Бібліогр.: 8 назв. — рос. 1024-1809 PACS: 61.05.cp, 61.05.Qr, 62.40.+i, 68.37.Lp, 81.05.Bx, 81.30.Kf, 81.40.Pq DOI: http://dx.doi.org/10.15407/mfint.36.07.0871 https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/106964 Изотермическое мартенситное превращение в инструментальных сталях X153CrMoV12 и X220CrMoV13-4 и карбидообразование при последующем отпуске изучено с помощью мёссбауэровской спектроскопии, рентгеноструктурного анализа, механической спектроскопии и трансмиссионной электронной микроскопии. Установлено, что мартенситное превращение сопровождается пластической деформацией, что обусловлено отсутствием старения мартенсита, сформированного при низких температурах. Аномально низкая тетрагональность изотермического мартенсита объяснена захватом атомов углерода движущимися дислокациями. Пластическая деформация в процессе мартенситного превращения следующим образом изменяет последовательность карбидных реакций при отпуске мартенсита: 1) отсутствует выделение промежуточного εε (ε′ε′) карбида; 2) задерживается выделение и рост цементитных частиц; 3) задерживается или полностью предотвращается выделение специальных карбидов. На основании полученных результатов предложен оптимальный температурно-временной режим глубокой криогенной обработки инструментальных сталей и сделано предположение о деформационно-стимулированном выделении специальных карбидов при эксплуатации стального инструмента как причине его повышенной износостойкости. Ізотермічне мартенситне перетворення в інструментальних сталях X153CrMoV12 та X220CrMoV13-4 та карбідоутворення при наступному відпуску досліджено за допомогою Мессбауерової спектроскопії, рентґеноструктурного аналізу, механічної спектроскопії та просвітлювальної електронної мікроскопії. Встановлено, що мартенситне перетворення супроводжується пластичною деформацією, причиною чого є відсутність старіння сформованого за низьких температур мартенситу. На відміну від наявних гіпотез аномально низької тетрагональности ізотермічного залізовуглецевого мартенситу, її пояснено захопленням атомів вуглецю рухомими дислокаціями. Пластична деформація у ході ізотермічного мартенситного перетворення наступним чином змінює послідовність карбідних реакцій при відпуску мартенситу: 1) відсутнє виділення проміжного εε (ε′ε′) карбіду; 2) затримується виділення та ріст цементитних частинок; 3) затримується чи повністю припиняється виділення спеціальних карбідів. На основі одержаних результатів запропоновано оптимальний температурно-часовий режим глибокого кріогенного оброблення інструментальних сталей і зроблено припущення щодо деформаційно-обумовленого виділення спеціальних карбідів при експлуатації стального інструменту як причини його підвищеної зносостійкости. Isothermal martensitic transformation in X153CrMoV12 and X220CrMoV13-4 tool steels and carbide formation under subsequent tempering are studied, using Mössbauer spectroscopy, X-ray analysis, mechanical spectroscopy, and transmission electron spectroscopy. As shown, the martensitic transformation is accompanied by plastic deformation, which is caused by the absence of ageing, if the martensite is formed at low temperatures. In contrast to the available hypotheses of the abnormally low tetragonality of isothermal martensite, it is attributed to the capture of carbon atoms by moving dislocations. Plastic deformation during isothermal martensitic transformation changes the carbide precipitation under subsequent tempering in the following way: (i) the precipitation of the intermediate εε (ε′ε′) carbide does not occur; (ii) precipitation of cementite particles and their growth are delayed; (iii) precipitation of special carbides is delayed or completely prevented. According to results obtained, the optimal temperature—time technology of deep cryogenic treatment (DCT) of the tool steels is proposed. The assumption is made that the increase in their wear resistance caused by DCT is caused by the strain-induced precipitation of special carbides under operation of a work tool. ru Інститут металофізики ім. Г.В. Курдюмова НАН України Металлофизика и новейшие технологии Дефекты кристаллической решётки Изотермическое мартенситное превращение в инструментальной стали и его влияние на карбидообразование при отпуске Ізотермічне мартенситне перетворення в інструментальній сталі та його вплив на карбідоутворення за відпускання Isothermal Martensitic Transformation in a Tool Steel and Its Effect on Carbide Formation under Tempering Article published earlier
spellingShingle	Изотермическое мартенситное превращение в инструментальной стали и его влияние на карбидообразование при отпуске Сирош, В.А. Тищенко, А.И. Могильный, Г.С. Петров, Ю.Н. Польшин, Э.В. Гаврилюк, В.Г. Дефекты кристаллической решётки
title	Изотермическое мартенситное превращение в инструментальной стали и его влияние на карбидообразование при отпуске
title_alt	Ізотермічне мартенситне перетворення в інструментальній сталі та його вплив на карбідоутворення за відпускання Isothermal Martensitic Transformation in a Tool Steel and Its Effect on Carbide Formation under Tempering
title_full	Изотермическое мартенситное превращение в инструментальной стали и его влияние на карбидообразование при отпуске
title_fullStr	Изотермическое мартенситное превращение в инструментальной стали и его влияние на карбидообразование при отпуске
title_full_unstemmed	Изотермическое мартенситное превращение в инструментальной стали и его влияние на карбидообразование при отпуске
title_short	Изотермическое мартенситное превращение в инструментальной стали и его влияние на карбидообразование при отпуске
title_sort	изотермическое мартенситное превращение в инструментальной стали и его влияние на карбидообразование при отпуске
topic	Дефекты кристаллической решётки
topic_facet	Дефекты кристаллической решётки
url	https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/106964
work_keys_str_mv	AT sirošva izotermičeskoemartensitnoeprevraŝenievinstrumentalʹnoistaliiegovliânienakarbidoobrazovaniepriotpuske AT tiŝenkoai izotermičeskoemartensitnoeprevraŝenievinstrumentalʹnoistaliiegovliânienakarbidoobrazovaniepriotpuske AT mogilʹnyigs izotermičeskoemartensitnoeprevraŝenievinstrumentalʹnoistaliiegovliânienakarbidoobrazovaniepriotpuske AT petrovûn izotermičeskoemartensitnoeprevraŝenievinstrumentalʹnoistaliiegovliânienakarbidoobrazovaniepriotpuske AT polʹšinév izotermičeskoemartensitnoeprevraŝenievinstrumentalʹnoistaliiegovliânienakarbidoobrazovaniepriotpuske AT gavrilûkvg izotermičeskoemartensitnoeprevraŝenievinstrumentalʹnoistaliiegovliânienakarbidoobrazovaniepriotpuske AT sirošva ízotermíčnemartensitneperetvorennâvínstrumentalʹníistalítaiogovplivnakarbídoutvorennâzavídpuskannâ AT tiŝenkoai ízotermíčnemartensitneperetvorennâvínstrumentalʹníistalítaiogovplivnakarbídoutvorennâzavídpuskannâ AT mogilʹnyigs ízotermíčnemartensitneperetvorennâvínstrumentalʹníistalítaiogovplivnakarbídoutvorennâzavídpuskannâ AT petrovûn ízotermíčnemartensitneperetvorennâvínstrumentalʹníistalítaiogovplivnakarbídoutvorennâzavídpuskannâ AT polʹšinév ízotermíčnemartensitneperetvorennâvínstrumentalʹníistalítaiogovplivnakarbídoutvorennâzavídpuskannâ AT gavrilûkvg ízotermíčnemartensitneperetvorennâvínstrumentalʹníistalítaiogovplivnakarbídoutvorennâzavídpuskannâ AT sirošva isothermalmartensitictransformationinatoolsteelanditseffectoncarbideformationundertempering AT tiŝenkoai isothermalmartensitictransformationinatoolsteelanditseffectoncarbideformationundertempering AT mogilʹnyigs isothermalmartensitictransformationinatoolsteelanditseffectoncarbideformationundertempering AT petrovûn isothermalmartensitictransformationinatoolsteelanditseffectoncarbideformationundertempering AT polʹšinév isothermalmartensitictransformationinatoolsteelanditseffectoncarbideformationundertempering AT gavrilûkvg isothermalmartensitictransformationinatoolsteelanditseffectoncarbideformationundertempering

Изотермическое мартенситное превращение в инструментальной стали и его влияние на карбидообразование при отпуске

Institution

Similar Items